D0I:10.13374/j.issn1001-053x.2013.04.009 第35卷第4期 北京科技大学学报 Vol.35 No.4 2013年4月 Journal of University of Science and Technology Beijing Apr.2013 Fe-Mn-Si-Al系和Fe-Mn-C系TWIP钢加工硬 化行为 米振莉，靖海涛四，江海涛，唐获，吴彦欣 北京科技大学治金工程研究院，北京100083 通信作者，E-mail:jinghte@gmail..com 摘要研究了在不同应变量下FeMn-Si-Al系和FeMn-C系孪晶诱导塑性(TWIP)钢的力学性能以及微观组织，分 析了TWIP效应在两种不同系列TWIP钢中发挥的作用，阐明了TWIP钢的强化机制.两种系列的TWIP钢都具有 高加工硬化能力，但层错能较低的FeMn-C系TWIP钢加工硬化能力更强.两种系列的TWIP钢加工硬化表现为多加 工硬化指数行为，这是由多种强化机理在不同阶段起主导作用的结果.微观组织形态与加工硬化强度之间存在着较强的 关联性，位错的增殖和形变孪晶的产生对两个系列TWIP钢硬化曲线形态有着明显的影响.在高应变阶段，FeM-C系 TWIP钢大量的第一位向形变李晶T1和第二位向形变李晶T2,以及附着在孪晶界旁的高密度位错区域是造成其具有 高加工硬化能力的原因，而FeMn-Si-Al系TWIP钢细密的第一位向形变条纹和孪晶片层间的位错是其高加工硬化原 因，且其微观组织更为均匀细致. 关键词高强钢：加工硬化：位错；形变：李晶 分类号TG142.1 Work hardening behavior of Fe-Mn-Si-Al and Fe-Mn-C TWIP steels MI Zhen-li,JING Hai-tao,JIANG Hai-tao,Tang Di,WU Yan-zin Research Institute of Metallurgy Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:jinght@gmail.com ABSTRACT The mechanical properties and microstructure of plastically deformed Fe-Mn-C and Fe-Mn-Si-Al series high manganese twinning induced plasticity(TWIP)steels were investigated at different strains.The roles of TWIP effect in the two series TWIP steels were analyzed so as to clarify the strengthening mechanisms.It is found that the two series TWIP steels have high work hardening ability,while the work hardening ability of Fe-Mn-C TWIP steel with a lower stacking fault energy(SFE)is stronger.The two series TWIP steels deformed under the same conditions exhibit different work hardening rates,since different deformation mechanisms play a leading role during different deformation stages. There is a strong correlation between the microstructure morphology and the work hardening behavior.Multiplication of dislocations and generation of deformation twins have obvious effect on the work hardening index curves of the two series TWIP steels.In high-strain stages,the plenty of primary deformation twins Tl and secondary deformation twins T2 in Fe-Mn-C TWIP steel and high-density dislocation areas adhering to twin boundaries lead to its high work hardening ability.But the close-set primary deformation twins Tl and dislocations between twins are the reasons for the high work hardening behavior of Fe-Mn-Si-Al TWIP steel,whose microstructure is more uniform and finer. KEY WORDS high strength steel;work hardening;dislocations;deformation;twinning 孪晶诱导塑性(twinning induced plasticity,体钢的研究发现，TWIP钢李晶诱导效应的产生在 TWIP)钢凭借其高强度超塑性等特性，有望成为 很大程度上是由成分控制和层错能控制两方面决定 下一代汽车用高强钢的理想材料.对高M奥氏的).较低的层错能有利于面心立方体结构的 收稿日期：2011-12-29 基金项目：国家高技术研究发展计划资助项目(2008AA03Z502)
第 卷 第 期 年 月 北 京 科 技 大 学 学 报 一 一 一 系和 一 一 系 钢加工硬 化行 为 米振莉, 靖海涛网, 江海涛, 唐 获, 吴彦欣 北京科技大学冶金工程研究院, 北京 三 通信作者 , 一 摘 要 研究了在不同应变量下 一 一一 系和 一 系孪晶诱导塑性 钢的力学性能以及微观组织, 分 析了 效应在两种不同系列 钢 中发挥的作用 , 阐明了 钢的强化机制 两种系列的 钢都具有 高加工硬化能力, 但层错能较低的 一 一 系 钢加工硬化能力更强 两种系列的 钢加工硬化表现为多加 工硬化指数行为, 这是由多种强化机理在不同阶段起主导作用的结果 微观组织形态与加工硬化强度之间存在着较强的 关联性 , 位错 的增殖和形变孪晶的产生对两个系列 钢硬化曲线形态有着明显的影响 在高应变阶段, 一 一 系 钢大量的第一位向形变孪晶 和第二位向形变孪晶 , 以及附着在孪 晶界旁的高密度位错区域是造成其具有 高加工硬化能力的原因, 而 一 一 系 钢细密的第一位向形变条纹和孪晶片层间的位错是其高加工硬化原 因, 且其微观组织更为均匀细致 关键 词 高 强钢 加 工硬化 位错 形变 孪 晶 分类号 叭七 一 一 一 一 一 树 人 一, 洲 万 乞一 网 , 烈 万 万 乞一 , 几 夕 乞, “ 儿 几一乞 , , , 匕 , 一 ￡ 一 一 一 一 一 、 , 一 、 , 即 一 , 一 一 一 一 一 仆 一 , 孪 晶诱导塑 性 , 钢凭借其高强度超塑性等特性 , 有望成为 下一代汽车用高强钢 的理想材料 对 高 奥 氏 体钢的研究发现, 钢孪 晶诱导效应 的产 生在 很大程度上是 由成分控制和层错能控制两方面决定 的 较 低 的层错 能有利于面心 立方体结 构的 收稿 日期 一 一 基金项 目 国家高技术研究发展计划资助项 目 DOI :10.13374/j .issn1001 -053x.2013.04.009
·466 北京科技大学学报 第35卷 TWP钢在形变过程中各种强化因素的发挥，而层 钢硬化机制的认识，本文通过研究FeMn-Si-Al系 错能的控制方法主要集中在对成分控制的基础上。 列和Fe-Mn-C系列两种不同系列TWIP钢的变形 基于层错能控制的考虑，目前TWIP钢的研发体系 特性和微观结构，对其进一步的研发设计和未来的 是建立在高Mn含量的基础上. 工业应用提供理论基础. 现有的对TWIP钢的形变和强化机制的研究 1材料与方法 表明，孪晶形成之前必须形成必要的位错和滑移， 1.1材料制备 位错、层错的塞积以及孪晶间的交互作用是引起 实验材料采用FeMn-Si-Al和Fe-Mn-C两种不 材料强度的提高的共同原因.Allain、Grassel和 Bouaziz等2-5曾建立模型说明Fe-22Mn-0.6C系 同成分体系的汽车用TWIP钢板，成分体系如表1 所示，板料热处理和加工工艺如下 TWIP钢性能与TWIP效应之间的关系，并建立 (1)FeMn-C系.热轧工艺流程：初轧温度1050 物理模型来解释TWIP钢高加工硬化速率的产生 ℃，终轧温度975℃，热轧板厚4.0mm.空冷至600 是由于形变孪晶对位错滑移的阻塞作用而产生.但 是，在Idrissi等6的研究中，他们认为在在形变 ℃卷取随炉冷却.冷轧工艺流程：热轧板酸洗后冷 发生的早期阶段，孪晶当中观察到的弗兰克不全 轧，冷轧至1.8mm进行中间退火，退火温度950 ℃保温30min,退火后继续冷轧至1.2mm.退火工 位错对孪晶的增殖和稳定起到了重要的作用，这 艺：1000℃保温10min. 些位错与孪晶和滑移位错发生的交互作用对TWIP 钢表现出的高强度也有着极为重要的贡献.Gl (2)FeMn-Si-Al系.热轧工艺流程：初轧温度 1100℃，终轧温度900℃，热轧板厚度5.0mm.热 Sevillanol7通过研究TWIP钢的真应变应力曲线和 奥氏体徽观组织，认为硬化机理是由于在形变过程 轧后空冷.冷轧工艺流程：热轧板酸洗后冷轧至3 mm,在870℃进行中间软化退火，然后再次进行酸 中，奥氏体晶粒被孪晶和晶界分割，以及形变孪晶 洗，将冷轧板进行多个道次轧制至1.2mm.退火工 和位错滑移的交互作用.总体来说，TWIP钢所体 艺：930℃保温20min. 现的高加工硬化能力是由于位错、交滑移、孪晶等 多因素共同作用产生的，但各因素发挥作用的强弱 表1两种TWIP钢的化学成分（质量分数） 并无定论，也缺少对形变过程全流程的组织变化描 Table 1 Chemical composition of the two series TWIP steels 述.这种描述对TWIP钢的硬化机理和形变机制的 % 体系 深层次研究更有利，也对TWIP钢的应用提供理论 Mn Si Al C S P Fe FeMn-Si-A129.042.9502.7800.0400.0120.006余量 依据.由于汽车冲压部件的复杂形变状态，材料的 Fe-Mn-C 23.50 一0.5600.0120.006余量 形变过程和各部分的组织状态皆不相同，涵盖了各 种变形状态，而针对TWIP钢在此方面的研究尚无 1.2 室温拉伸试验 文献报道.因此，有必要对TWIP钢不同应变状态 拉伸试验是在室温下采用2×10-3s1应变速 下的微观组织对其硬化机制和材料性能进行研究. 率进行的，将板料沿轧制方向线切割为50mm标距 根据调查汇总，目前汽车用TWIP钢的研究和商业 的拉伸试样，分别将试样在材料试验机上进行真应 化试制工作主要集中在FeMn-Si-Al和FeMn-C这 变为0.02、0.05、0.10、0.15、0.20、0.30和0.40的室 两种成分体系上，因此本文主要探讨这两种成分体 温拉伸和完全拉至断裂，以备透射电镜(TEM)观 系的TWIP钢.对比现有的汽车用高强钢，TWIP 察.两种系列的基本力学性能如表2所示.由表2 钢高强度和优异成形性能的有效结合，使该钢种适 可知两种体系的TWIP钢在具有较高强度的同时 用于各种结构和车体安全部件如A柱、B柱和纵梁. 能够保持较大的延伸率，因此有很高的强塑积.Fe 从材料应用角度考虑，汽车用TWIP钢的高强度 Mn-C系的抗拉强度较Fe-Mn-Si-Al系强，而且其延 (≥600MPa)和高延伸率（≥60%）特性会导致其加 伸率也略高，同时Fe-Mn-C系加工硬化指数n也 工硬化系数较大.为了加深对高Mn奥氏体TWIP 比较大 表2两个系列TWIP钢试样的力学性能 Table 2 Mechanical properties of the two series TWIP steels 体系 屈服强度/MPa 抗拉强度/MPa 断后延伸率/%加工硬化指数 屈强比 强塑积/(MPa%) Fe-Mn-Si-Al 307 690 65 0.32 0.445 44850 Fe-Mn-C 260 830 70 0.36 0.313 58100
· · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 卷 钢在形变过程 中各种强化因素的发挥 , 而层 错能 的控制 方法主要集中在对成分控制的基础上 基于层错能控制的考虑 , 目前 钢 的研发体系 是建立在高 含量的基础上 现有的对 钢 的形变和强化机制的研究 表 明, 孪 晶形成之前必须形成必要的位错和滑移 , 位错 、 层错 的塞积 以及孪晶间的交互作用 是引起 材料 强度 的提 高的共 同原 因 、 舫 和 等 一“ 曾建立模型说明 凡一咒 一 系 钢性 能与 效应之间的关系 , 并建立 物理模型来解释 钢高加工硬化速率 的产生 是 由于形变孪 晶对位错滑移的阻塞作用而产生 但 是, 在 等 同 的研 究中, 他们认为在在形变 发生的早期阶段, 孪 晶当 中观察到的弗兰克不全 位错对孪 晶的增殖和稳定起到 了重要的作用 , 这 些位错与孪晶和滑移位错发生的交互作用对 钢表 现 出的高 强度 也有着极为重要 的贡献 通过研究 钢 的真应变应力 曲线和 奥氏体微观组织, 认为硬化机理是 由于在形变过程 中, 奥氏体晶粒被孪晶和晶界分割, 以及形变孪晶 和位错滑移的交互作用 总体来说, 钢所体 现的高加工硬化能力是 由于位错 、交滑移 、孪 晶等 多因素共 同作用产生的, 但各 因素发挥作用的强弱 并无定论 , 也缺少对形变过程全流程的组织变化描 述 这种描述对 钢的硬化机理和形变机制的 深层次研究更有利 , 也对 钢 的应用提供理论 依据 由于汽车冲压部件 的复杂形变状态 , 材料 的 形变过程和各部分的组织状态皆不相 同, 涵盖了各 种变形状态 , 而针对 钢在此方面的研究尚无 文献报道 因此 , 有必要对 钢不同应变状态 下的微观组织对其硬化机制和材料性 能进行研究 根据调查汇总, 目前汽车用 钢 的研究和商业 化试制工作主要集中在 一 和 一 一 这 两种成分体系上 , 因此本文主要探讨这两种成分体 系的 钢 对 比现有的汽车用高强钢 , 钢高强度和优异成形性能的有效结合, 使该钢种适 用于各种结构和车体安全部件如 柱 、 柱和纵梁 从材料应用角度考虑 , 汽车用 钢 的高强度 知 和高延伸率 特性会导致其加 工硬化系数较大 为了加深对高 奥 氏体 钢硬化机制 的认识 , 本文通过研究 一 一 系 列和 一 一 系列两种不 同系列 钢 的变形 特性和微观结构 , 对其进一步的研发设计和未来的 工业应用提供理论基础 材料与方法 材料制备 实验材料采用 一 一一 和 一 一 两种不 同成分体系 的汽车用 钢板 , 成分体系如表 所示 , 板料热处理和加工工艺如下 一 一 系 热轧工艺流程 初轧温度 ℃, 终轧温度 ℃, 热轧板厚 空冷至 ℃卷取随炉冷却 冷轧工艺流程 热轧板酸洗后冷 轧 , 冷轧至 ` 进行中间退火 , 退火温度 ℃保温 , 退火后继续冷轧至 , 退火工 艺 保温 一 一 系 热轧工艺流程 初轧温度 ℃, 终轧温度 ℃, 热轧板厚度 热 轧后空冷 冷轧工艺流程 热轧板酸洗后冷轧至 , 在 ℃进行中间软化退火 , 然后再次进行酸 洗 , 将冷轧板进行多个道次轧制至 退火工 艺 保温 · 表 两种 钢的化学成分 质量分数 妞 体系 卜 一 一 习 刀 余量 卜 一 一 一 石 刀 余量 室温拉伸试验 拉伸试验是在室温下采用 一“ 、一`应变速 率进行的, 将板料沿轧制方 向线切割为 标距 的拉伸试样, 分别将试样在材料试验机上进行真应 变为 、 、 、 、 、 和 的室 温拉伸和完全拉至断裂 , 以备透射 电镜 观 察 两种系列 的基本力学性能如表 所示 由表 可知两种体系的 钢在具有较高强度 的同时 能够保持较大的延伸率, 因此有很高的强塑积 一 系的抗拉强度较 一 一 一 系强, 而且其延 伸率也略高, 同时 一 一 系加工硬化指数 也 比较大 表 两个系列 钢试样的力学性能 体系 屈服强度 抗拉强度 断后延伸率 加工硬化指数 一 一 一 ︸ ︵匕一 一 一 屈 强 比 强塑积 ·
第4期 米振莉等：Fe-Mn-Si-AI系和Fe-Mn-C系TWIP钢加工硬化行为 .467· 1.3TWIP钢层错能 薄片，再用砂纸仔细磨至40~60m后，在MTP. 层错能是TWIP钢的一个重要物理特性，它不 1A型双喷减溥仪上进行双喷减薄至穿孔，双喷液为 仅影响形变过程中材料的强韧度和形变机制，还可 5%HCIO3+95%C2HsO(体积分数).由于Fe-Mn-C 以用来解释奥氏体孪晶的形成和组织变化的规律. 系TWIP钢双喷试样在室温下易发生氧化，因而在 在低层错面心立方材料中，层错能决定了形变过 双喷减薄以后需要用离子减薄的方式除去表面氧化 程中由一个全位错分裂成两个肖克莱不全位错的能 物.透射试样在JEOL JEM2000FXII型分析电镜 力⑧，而奥氏体钢的形变机制主要由层错能决定. 上进行，工作电压为200kV. Dumay等9)建立了具有微量元素掺杂的Fe- 2分析与讨论 Mn-0.6C合金系统的层错能热力学计算模型，同时 计算了不同合金元素对Fe22Mn-0.6C合金系层错 2.1加工硬化曲线 能的影响，其结果与相关实验测量数据大致吻合， 常用的描述材料加工硬化能力的指标主要包 借此热力学模型，亦可估算Fe-m-Si-Al系和Fe 括加工硬化指数，加工硬化系数日以及瞬时加工 n-C系TWTP钢层错能的大小. 硬化速率nm·加工硬化指数n是对指定变形阶段 层错能(T)的计算方法采用文献10-11小： 的材料硬化能力的衡量，一般由真应力~应变关系 P=2p△G-t+2o/. (1) 定义： a=Cem. (3) 其中，厂为奥氏体的层错能，ρ为面心立方体结构晶 体原子密排面的原子密度，△G一为ε马氏体和奥 其中，σ为应力，e为应变，C是强度系数.上式可 氏体之间的化学自由能差值，o/e为e马氏体和奥 化为对数形式： 氏体之间的界面能.通过计算可知Fe-30In-3Si-3A1 Ino InC nlns. (4) 系TWIP钢的层错能为40mJnm2,Fe-22Mn-0.6C 的层错能为27.3mJmm-2 由式(4)可以看出，在双对数坐标下n值是应 考虑到孪晶形成应力与层错能密切相关的事 力与应变直线的斜率.由于实际材料在指定的考察 实，Meyers等1②提出李晶形成临界应力(owin)与 区间内，双对数坐标下应力与应变往往不是严格的 层错能的关系，如下式所示： 线性关系，因此n值的计算常需要通过对考察区间 atwin =K(r/Gb)1/2. (2) 的多个数据点进行线性回归得到. 式中：G为剪切模量；b为柏氏矢量；K为常数，本 应变硬化系数0为应力应变曲线的导数，反映 材料在变形过程中实时的硬化速率.应变硬化系数 实验取6GPa.因此由式(2)可以看出随着层错能 的升高，孪晶形成临界应力随之提高，进而诱发形 日的高低表征了材料发生颈缩前依靠硬化使材料均 匀变形能力的大小，其定义式为 变孪晶的过程会更加困难. 加工硬化指数也与层错能有关.当材料层错 0=do/de (5) 能较低时，不易交滑移，位错在障碍物附近产生的 应力集中水平要高于层错能高者的材料，这表明层 瞬时形变硬化指数nm表示材料的应变硬化程 错能低的材料加工硬化程度大，值随层错能降低 度，即塑性变形阻力（继续塑性变形所需外应力）随 而增加，且滑移特征由波纹状变为平面状3).在此 塑性变形量的增大而增加的现象，在宏观上是材料 次试样当中，虽然Fe-Mn-Si-Al和Fe-Mn-C两种体 形变强化特性的表征，微观上则反映了不同的应变 系的TWIP钢的层错能都较低，但Fe-Mn-C系的 强化机制14.瞬时形变硬化指数nm是双对数坐标 TWIP钢更低，由此表现出的加工硬化系数区别较 下应力-应变曲线的导数，其定义式为 大，Fe-Mn-Si-Al系的加工硬化系数n值为0.32，Fe- Mn-C系的加工硬化系数n值为0.36，直接验证了 nm dlgo/dlgs. (6) 面心立方晶体中层错能与n值的关系.Fe-Mn-C 系TWIP钢的层错能低于Fe-Mn-Si-Al系TWIP钢， 因此nm也可以看作是瞬时的n值 因而有更强的加工硬化能力. 本文对两种TWIP钢进行了分析，其真应力- 1.4透射电镜观察 应变曲线如图1所示.这两种TWIP钢的拉伸行为 用于透射电镜观察的试样是从各拉伸试样的 相似，都在很低的强度下(300MPa左右)就发生 有效变形区域上线切割，并制取厚度为0.4mm的 了屈服，并且在屈服后存在一个非常长的加工硬化
第 期 米振莉等 一 一 一 系和 一 一 系 钢加工硬化行为 · · 钢层错能 层错能是 钢的一个重要物理特性 , 它不 仅影响形变过程中材料的强韧度和形变机制, 还可 以用来解释奥 氏体孪 晶的形成和组织变化 的规律 在低层错面心立方材料 中, 层错 能决定了形变过 程中由一个全位错分裂成两个 肖克莱不全位错的能 力图, 而奥氏体钢的形变机制主要 由层错能决定 ' 等 建立 了具有微量元素掺杂 的 一 合金系统的层错能热力学计算模型, 同时 计算 了不同合金元素对 一咒 一 合 金系层错 能的影响 , 其结果与相关实验测量数据大致吻 合 借此热力学模型 , 亦可估算 一 一一 系和 外 一 系 钢层错能的大小 层错能 的计算方法采用文献 一川 。■' 一`十 尹 其中, 为奥氏体的层错能, 为面心立方体结构晶 体原子密排面的原子密度 , ■ 丫一`为 马氏体和奥 氏体之间的化学 自由能差值 , 丫￡为 马氏体和奥 氏体之 间的界面能 通过计算可知 一 一 一 系 钢的层错能为 一“, 一。 的层错能为 一 · 考虑到孪 晶形成应 力与层错 能密切相关 的事 实, 等 `“ 提出孪晶形成临界应力 二黔“ 与 层错能的关系 , 如下式所示 二乏` 万 乙` 式中 为剪切模量 乙为柏 氏矢量 为常数 , 本 实验取 因此 由式 可以看出随着层错能 的升高 , 孪晶形成临界应力随之提高, 进而诱发形 变孪 晶的过程会更加 困难 加工硬化指数 也与层错能有关 当材料层错 能较低 时, 不易交滑移 , 位错在障碍物附近产生的 应力集 中水平要高于层错能高者的材料 , 这表明层 错能低的材料加工硬化程度大, 值随层错能降低 而增加 , 且滑移特征 由波纹状变为平面状 在此 次试样 当中 , 虽然 一 一一 和 一 一 两种体 系的 钢的层错 能都较低 , 但 一 一 系的 钢更低, 由此表现 出的加工硬化系数 区别较 大, 一 一 一 系的加工硬化系数 值为 , 一 系的加工硬化系数 值为 , 直接验证了 面心立方 晶体中层错 能与 值 的关系 一 一 系 钢的层错能低于 一 一一 系 钢, 因而有更强 的加工硬化 能力 透射 电镜观察 用 于透射 电镜观察 的试样是 从各拉伸试样 的 有效变形区域上线切割 , 并制取厚度为 的 薄片, 再用砂纸仔细磨至 、 林 后 , 在 型双喷减薄仪上进行双喷减薄至穿孔 , 双喷液为 体积分数 由于 一 一 系 钢双喷试样在室温下易发生氧化 , 因而在 双喷减薄 以后需要用离子减薄的方式除去表面氧化 物 透射试样在 型分析 电镜 上进行, 工作 电压 为 分析与讨论 加工硬化 曲线 常用的描述材料加工硬化能力 的指标主要包 括加工硬化指数 , , 加工硬化系数 以及瞬时加工 硬化速率 加工硬化指数 是对指定变 形阶段 的材料硬化能力 的衡量 , 一般 由真应力 一应变关系 定义 `几· 其中, 为应力 , 为应变 , 是强度系数 上式可 化为对数形式 由式 可以看出, 在双对数坐标下 值是应 力与应变直线的斜率 由于实际材料在指定的考察 区间内, 双对数坐标下应力与应变往往不是严格的 线性关系 , 因此 值的计算常需要通过对考 察区间 的多个数据点进行线性回归得到 应变硬化系数 为应力应变 曲线的导数 , 反映 材料在变形过程中实时的硬化速率 应变硬 化系数 的高低表征 了材料发生颈缩前依靠硬化使材料均 匀变形能力 的大 小, 其定义式为 叮 瞬时形变硬化指数 表示材料的应变硬化程 度 , 即塑性变形阻力 继续塑性变形所需外应力 随 塑性变形量的增大而增加 的现象 , 在宏观上是材料 形变强化特性的表征 , 微观上则反映了不同的应变 强化机制 瞬时形变硬化指数 是双对数坐标 下应力一应变 曲线的导数 , 其定义式为 。 因此 ,场, 也可 以看作是瞬时的 值 本文对两种 钢进行了分析, 其真应力 应变 曲线如图 所示 这两种 钢 的拉伸行为 相似 , 都在很低的强度下 左右 就发生 了屈服, 并且在屈服后存在一个非常长的加工硬化
北京科技大学学报 第35卷 ,468 过程.这两种TWIP钢的屈强比低于0.4，表现出 观组织演变和硬化机理，接下来通过透射电镜观察 了既易发生塑性变形，同时又能通过其优良的加工 TWIP钢的微观组织状态，对TWIP钢变形五个阶 硬化能力达到很高的强度的特点.通过对真应力 段的内部结构和组织变化进行详细分析， 应变曲线进行式(6)所示的数学处理，可得到真应 7500 力应变曲线的瞬时形变硬化指数nm的曲线，如 图1中插图所示.从这两种TWIP钢的nm值的 36000 第一阶段 结果和表2中n值的比较来看，虽然其总体上n 4500 值仅为0.32~0.36，与一般高强钢差别不大，但其在 第二阶段 第四阶段第五阶段 拉伸变形过程中nm值从0.15~0.20缓慢增长到了 ☒3000 、第三阶段 e-Mn-C 0.60.8,也就是说在不同变形阶段该类材料表现出 500 Fe-Mn-Si-Al 了差异显著的n值，即多n行为.多n行为暗示着 这类材料在不同的变形阶段，强化机制会有较大差 00.000050i0050200.250300.35可.40 别. 真应变 图2两种TWIP钢真应变对加工硬化系数日的影响 1400 Fig.2 Effects of strain on the work hardening coefficient of 1200 the two series TWIP steels Fe-Mn-C 1000 0 第一阶段：真应变量为00.03.图3为Fe-Mn- 800 0.1 Fe-MnSi-Al Si-A1TWIP钢在真应变为0.02时的透射电镜像.从 600 图3(a)观察，奥氏体基体中可以观察到平直的孪晶 400 界（可由图3(b)衍射斑证明）.层错和处在李晶界 200 附近的少量位错，由对图3(a)局部放大的图3(b) 00000d50i00i50200.25030035040 所示可以观察到位错未塞积.TWIP钢中存在着两 真应变 种不同类型的孪晶一由热处理引发的退火孪晶 和在形变中产生的形变孪晶，最初的形变孪晶在退 图1两种TWIP钢的真应力-应变曲线和真应变对瞬时形变 火李晶所在的晶粒内产生，两种孪晶形式无显著区 硬化速率nm的影响 Fig.1 True stress-strain curves and effects of true strain on 别.在应变量较小时，形变孪晶尚未产生，而退火孪 the momentary work hardening index nmof the two series 晶的数量也少，材料的整体硬化行为并不依赖于孪 TWIP steels 晶，而是依赖于晶界和退火孪晶对位错的阻碍作用. 在TWIP钢中，奥氏体晶界对位错滑移具有阻碍作 对图1中两种TWIP钢的真应力-应变曲线进 用，晶粒内的滑移线止于晶界：同时，不均匀分布却 行式（⑤）所述的数学处理可得到其加工硬化系数随 贯穿整个晶粒的退火孪晶也会阻碍位错的滑移.位 真应变的变化曲线，如图2所示.由图2可以看出， 错随着应变的进行不断增殖，滑移是其主要方式， 随着变形量的增加，可将曲线按照其变化趋势分为 由于退火孪晶片层的间距较大，位错的滑移过程在 五个不同阶段.在第一阶段（真应变e为00.03）， 一定范围里不受退火李晶的阻碍，而且在形变初期 随着外力的加载，加工硬化系数急剧下降，到阶段 且晶粒内并未产生可以使晶粒发生大范围转动和切 末期下降趋势变缓且出现该阶段最低点；在第二阶 割的形变孪晶，因而两种类型的TVIP钢的加工硬 段（真应变e为0.030.08），加工硬化系数经过一 化系数和瞬时加工硬化指数的曲线较为光滑.这个 段缓慢的升高后趋于稳定：在第三阶段（真应变ε阶段的变形以位错为主 为0.08~0.13)，加工硬化系数持续降低；在第四阶 第二阶段：真应变量在0.030.08之间.图4(a) 段（真应变e为0.130.22），加工硬化系数降低的幅 是Fe-Mn-Si-Al系TWIP钢在真应变为0.05时的透 度明显低于第三阶段，其变化较为平缓；在第五阶 射电镜像，图4(b)是Fe-Mn-C系TWIP钢在真应变 段（真应变ε≥0.22），随着变形的继续，加工硬化系 为0.05时的透射电镜像.由两图可观测到两个系列 数明显降低，其降低的趋势明显大于第三、四阶段. TWIP钢孪晶片层间的位错，位错被李晶界阻挡， 2.2微观结构分析 但前者的位错密度较后者稀疏得多.在这个阶段晶 为了进一步阐明加工硬化不同时期材料的微 粒内产生了大量的平面位错和层错，位错数量上的
4 6 8 北 京 科 技 大 学 学 报 第 卷 过程 这两种 钢 的屈强比低于 , 表现 出 了既易发生塑性变形, 同时又能通过其优 良的加工 硬化能力达到很高的强度的特 点 通过对真应力 应变 曲线进行式 所示的数学处理, 可得到真应 力一应变 曲线的瞬时形变硬化指数 的曲线 , 如 图 中插图所示 从这两种 钢的 二 值的 结果和表 中 值的比较来看 , 虽然其总体上 值仅为 , 与一般高强钢差别不大, 但其在 拉伸变形过程中 值从 缓慢增长到 了 、 , 也就是说在不同变形阶段该类材料表现 出 了差异显著的 值 , 即多 行为 多 行为暗示着 这类材料在不 同的变形阶段, 强化机制会有较大差 别 观组织演变和硬化机理, 接下来通过透射 电镜观察 钢的微观组织状态 , 对 钢变形五个阶 段的内部结构和组织变化进行详细分析 一 ' 纂嵘汉黝刽栩屯一卜 一 几价 真应变 图 两种 钢真应变对加工硬化系数 口的影响 〕 、 刀 刀 忍 卫 召 注 真应变 。 匀斌只层记 图 两种 钢 的真应力一应变曲线和真应变对瞬时形变 硬化速率 的影响 肠 一 九 、 对 图 中两种 钢的真应力 一应变 曲线进 行式 所述的数学处理可得到其加工硬化系数随 真应变的变化 曲线 , 如图 所示 由图 可以看 出, 随着变形量的增加 , 可将 曲线按照其变化趋势分为 五个不 同阶段 在第一阶段 真应变 `为 。、 , 随着外力的加载, 加工硬化系数急剧下降, 到阶段 末期下降趋势变缓且出现该阶段最低 点 在第二阶 段 真应变 ` 为 、 , 加工硬化系数经过一 段缓慢 的升高后趋于稳定 在第三阶段 真应变 为 、 , 加工硬化系数持续 降低 在第四阶 段 真应变 为 咒 , 加工硬化系数降低的幅 度明显低于第三阶段 , 其变化较为平缓 在第五阶 段 真应变 ` 咒 , 随着变形的继续, 加工硬化系 数 明显 降低, 其 降低的趋势 明显大于第三 、四阶段 微观结构分析 为了进一步阐 明加工硬化不 同时期材料 的微 第一阶段 真应变量为 。、 图 为 一 一 钢在真应变为 时的透射 电镜像 从 图 观察, 奥 氏体基体 中可以观察到平直的孪晶 界 可 由图 衍射斑证明 层错和处在孪晶界 附近的少量位错 , 由对 图 局部放大 的图 所示可以观察到位错未塞积 钢中存在着两 种不同类型的孪晶 — 由热 处理引发的退火孪晶 和在形变中产生的形变孪晶, 最初的形变孪 晶在退 火孪晶所在的晶粒内产生, 两种孪晶形式无显著区 别 在应变量较小时, 形变孪 晶尚未产生, 而退火孪 晶的数量也少, 材料的整体硬化行为并不依赖于孪 晶, 而是依赖于晶界和退火孪 晶对位错的阻碍作用 在 钢中, 奥 氏体晶界对位错滑移具有阻碍作 用 , 晶粒 内的滑移线止于晶界 同时, 不均匀分布却 贯穿整个晶粒 的退火孪晶也会阻碍位错的滑移 位 错 随着应变 的进行不 断增殖 , 滑移是其主要方式, 由于退火孪 晶片层的间距较 大, 位错的滑移过程在 一定范 围里不受退火孪晶的阻碍 , 而且在形变初期 且晶粒 内并未产生可以使晶粒发生大范围转动和切 割的形变孪晶, 因而两种类型的 钢的加工硬 化系数和瞬时加工硬化指数的 曲线较为光滑 这个 阶段的变形 以位错为主 第二阶段 真应变量在 之间 图 是 一 一 一 系 钢在真应变为 时的透 射电镜像 , 图 是 一 一 系 钢在真应变 为 时的透射 电镜像 由两 图可观测到两个系列 钢孪晶片层间的位错 , 位错被孪晶界阻挡 , 但前者的位错密度较后者稀疏得多 在这个阶段晶 粒 内产生了大量的平面位错和层错 , 位错数量上的
第4期 米振莉等：Fe-Mn-Si-Al系和Fe-Mn-C系TWIP钢加工硬化行为 469. 增长和位错之间的交互作用直接导致加工硬化率的 错区，高密度位错区会阻碍位错运动而产生强化效 递增，大量位错与层错缺陷在晶界处塞积.TWIP钢 应，从而导致TWIP钢的加工硬化.随着应变的不 在形变时产生高位错密度，位错纠缠形成高密度位 断进行，位错数量增加，加工硬化速率持续加大. (B) 50 200nm 图3FeMn-Si-Al系TWIP钢形变第一阶段的透射电镜像(e=0.02).(a)孪晶与位错：()局部放大图 Fig.3 TEM images of Fe-Mn-Si-A]TWIP steel at the first stage of deformation (=0.02):(a)twins and dislocations.:(b)region enlargement 500nm 1 um 图4TWIP钢形变第二阶段的透射电镜像(e=0.05).(a)Fe-Mn-Si-A1系TWIP钢：(b)FeMn-C系TWIP钢 Fig.4 TEM images of the two series T'WIP steels at the second stage of deformation (s =0.05):(a)Fe-Mu-Si-Al T'WIP steel; (b)Fe-Mn-C TWIP steel 同时，由于TWIP钢较低的层错能，使形变时 错的增殖过程并不像后者剧烈，结合图2加工硬化 一般先发生滑移，当滑移受阻碍时金属塑性变形抗 系数曲线可知，Fe-Mn-Si-Al系TWIP钢曲线的变 力增加，应力集中达到李生的临界切应力，在退火 化趋势相同，但皆滞后于Fe-Mn-C系TWIP钢，且 孪晶的基础上发生孪生过程，产生了与其平行的最 其加工硬化系数值低于后者.这表明两者内在的硬 初的形变孪晶，此时的形变孪晶为第一位向形变李 化机理相似，但其强度存在差异，这种差异到形变 晶T1.一方面，不断产生的形变李晶对奥氏体晶 后期体现得愈发明显. 粒进行切割细化，孪晶界对滑移和其他改善滑移条 第三阶段：真应变量在0.080.13之间.图5(a) 件的因素产生了阻碍作用，因而加工硬化系数不断 为Fe-Mn-Si-Al系TWIP钢真应变为0.l0时变形 增大；另一方面，形变孪晶可使原来处于不利取向 区域的透射电镜像.从图中可观察到清晰的形变孪 的滑移系转变为有利取向，位错的滑移位向发生改 晶条纹，条纹交界处存在着高密度位错区域.从图 变，进一步激发滑移，从而使塑性变形继续发生. 5(b)中可观察到短小交错的形变条纹.图5(c)为 在此阶段，Fe-Mn-Si-Al系和FeMn-C系TWIP Fe-Mm-Si-AI系TWIP钢位错和形变孪晶的透射电 钢的硬化机理和形变机理无本质上的区别，但其强 镜像.从图中可观察到两种交错在一起、呈一定角 度和发生的时期有所不同.Fe-Mn-Si-A1系TWIP钢 度的形变孪晶，分别为第一位向形变孪晶T1和第 的位错滑移过程滞后于FeMn-C系TWIP钢，位 二位向形变孪晶T2.图5(d)为图5(c)的示意图
第 期 米振莉等 一 一 一 系和 一 一 系 钢加工硬化行为 增长和位错之间的交互作用直接导致加工硬化率的 递增, 大量位错与层错缺陷在晶界处塞积 钢 在形变时产生高位错密度 , 位错纠缠形成高密度位 错区, 高密度位错区会阻碍位错运动 而产述二强化效 应, 从而导致 钢的加工硬化 随着应变的不 断进行 , 位错数量增加 , 加 二硬化速率持续加大 图 价一 , 一 一 系 、 钢形变第一阶段的透射电镜像 孪晶 与位错 山 局 部放 大图 入 ,, 、 〕价一加 卜 一 〔、。 , 〔 ` ` ` ` ” ,, , “,飞、 〔 、 , `“ ,, ` , `℃ 〔川 一 图 钢形变第二阶段的透射 电镜像 二 一入 一 一 系 钢 价一 一 系 『 ' 钢 入 川 〔, 、。 '认' 、。、 , 、 〔〕 ` 。· ,」, 。川 〔几 价木 卜 卜 ' 、 。。 〕 一卜卜 `' 、 同时 , 由于 认江 钢较低的层错能, 使形变时 一般先发生滑移, 当滑移受阻碍时金属塑性变形抗 力增加, 应力集 中达到孪生的临界切应力, 在退火 孪 晶的基础 上发生孪生过程, 产生了与其平行的最 初 的形变孪晶, 此时的形变孪晶为第一位向形变孪 晶 一方面 , 不断产生 的形变孪晶对奥氏体 晶 粒进行切割细化 , 孪晶界对滑移和其他改善滑移条 件 的因素产生了阻碍作用, 因而加工硬化系数不断 增大 另一方面, 形变孪 晶可使原来处于不利取 向 的滑移系转变为有利取 向, 位错的滑移位向发生改 变 , 进一步激发滑移 , 从而使塑性变形继续发生 在此阶段 , 价一 卜 一 系和 一 一 系 认一 钢 的硬化机理和形变机理无本质上的区别, 但其强 度和发生的时期有所不同 一 一 一 系 、 钢 的位错滑移过程滞后于 一 一 系 钢 , 位 错 的增殖过程 并不像后者剧 烈 结合 图 加工硬化 系数曲线可知, , 一 一一 系 钢 曲线 的变 化趋势相 同, 但 皆滞后于 价一 一 系 钢 , 且 其加工硬化系数值低于后者 这表 明两者 内在的硬 化机理相似, 但其强度存在差异 , 这种差异到形变 后期体现得愈发明显 第三阶段 真应变量在 之间 图 为 一 一 一 系 钢真应变为 时变形 区域的透射电镜像 从图中可观察到清晰的形变孪 晶条纹, 条纹交界处存在着高密度位错区域 从图 创, 中可观察到短小交错的形变条纹 图 可。 为 一 一一 系 ' 钢位错和形变孪晶的透射 电 镜像 从图中可观察到两种交错在 一起 、 呈一定角 度的形变孪晶, 分别为第 一位向形变孪 晶 和第 二位 向形变孪晶 ' 图 、切为图 的示意 图
北京科技大学学报 第35卷 ·470 形变孪晶的产生在此阶段会出现区域性不均 瞬时形变硬化速率保持得相对稳定.两种曲线与之 匀的现象.形变孪晶的形貌和分布并不统一，有的 前阶段的区别也表明了TWIP钢的硬化机理、塑性 区域的形变孪晶条纹粗大且相互平行，有的区域形 机制类型和强度的改变，与本阶段微观组织的变化 变孪晶条纹短小有交错.在拉伸试样形变过程中， 相吻合 某一区域应力较大，则这个区域的硬化程度就会强 形变孪晶作为一种亚结构，起着亚晶界的作 于其他区域，组织的形貌特征变化也会率先于其他 用，强烈地阻碍位错的滑移，使形变组织中的位错 区域.随着应变量的增大，大部分区域都会观测到 塞积.图5(a)所示的形变孪晶交界处有被孪晶界阻 两种相互交错形变孪晶系.第一位向形变孪晶T1先 碍着的高密度位错区域存在，使得TWIP钢发生塑 产生，第二位向形变孪晶T2在第一位向形变孪晶 性变形需要克服更大的阻力，从而提高了材料的强 片层间产生.第二位向形变孪晶T2的产生要建立 度和加工硬化系数.另一方面，由于形变李晶的不 在较高内应力的前提下，一般在中高应变量阶段的 断产生，晶粒被不断切割细化且其位向发生突然改 TWIP钢中可以观察到. 变，滑移系由不利方向转动至有利方向，有利于应 回顾图1和图2中TWIP钢在这一变形阶段 力的松弛，维持其形变继续进行 的加工硬化行为，可以观察到其加工硬化速率降低， 1 pm 500m d 200nm 图5Fe-Mn-SiA1系TWIP钢形变第三阶段的透射电镜像(e=0.10).(a)变形区域：(b)区域放大图：(c)位错和形变孪晶：(d) 图(c)示意图 Fig.5 TEM images of Fe-Mn-Si-Al TWIP steel at the third stage of deformation (e=0.10):(a)deformation zone;(b)region enlargement;(c)dislocations and deformation twins;(d)schematic diagram of (c) 第四阶段：真应变量在0.130.22之间.图6(a) 孪晶的数量急剧增加，大部分的晶粒内都存在形变 和图6(b)是两种TWIP钢在真应变为0.15时的透 孪晶，晶粒在更小尺度上被切割.第二位向形变李 射电镜像，图6(c)和图6(d)是两种TWIP钢在真晶T2在第一位向形变孪晶T1的片层间产生，有 应变为0,20时的透射电镜像.这个阶段最主要的金 时候甚至会贯穿多个孪晶片层，但形变李晶T2基 相特征是第二位向的形变孪晶的产生和在透射电镜 本都是出现在高位错密度区域.这是由于高位错密 中能够观察到的高密度位错区域的出现.由图2可 度区域更有利于形变孪晶的产生，更易释放因形变 知加工硬化系数达到最大值后趋于稳定.此时形变 量增加而不断聚集的应力.两种不同位向的形变李
4 7 0 北 京 科 技 大 学 学 报 第 卷 形变 孪晶的产生在此阶段会 出现区域性不均 匀 的现象 形变孪 晶的形貌和分布并不统一 有的 区域的形变孪晶条纹粗大且相互平行, 有的区域形 变孪晶条纹 短小有 交错 在 拉伸试样形变过程中, 某一区域应力较大, 则这个区域的硬化程度就会强 于其他区域, 组织的形貌特征变化也会率先于其他 区域 随着 应变量的增大, 大部分区域都会观测到 两种相互交错形变孪晶系 第一位 向形变孪晶 先 产生 , 第 二位 向形变孪晶 在第一位 向形变孪晶 片层间产生 第二位 向形变 孪晶 , 的产生要建立 在较 高内应力的前提下, 一般在 中高应变量阶段的 钢中可 以观察到 回顾图 和图 中 钢在这一变形阶段 的加工硬化行为, 可以观察到其加工硬化速率 降低 , 瞬时形变硬化速率保持得相对稳定 两种曲线与之 前阶段的区别也表 明了 钢的硬化机理 、塑性 机制类型和强度 的改变 , 与本阶段微观组织 的变化 相吻合 形变孪 晶作为一种亚结构 , 起着亚 晶界的作 用, 强烈地阻碍位错的滑移, 使形变组织中的位错 塞积 图 所示的形变孪晶交 界处有被孪晶界阻 碍着 的高密度位错区域存在 , 使得 钢发生塑 性变形需要克服更大的阻力 , 从而提高 了材料的强 度和加工硬化系数 另一方面 , 由于形变孪晶的不 断产生, 晶粒被不断切割细化且其位向发生突然改 变, 滑移系由不利方向转动至有利方 向, 有利于应 力的松弛, 维持其形变继续进行 图 一 一别一 系 钢形变第三阶段的透射电镜像 司 变形区域 , 区域放大图 位错和形变孪晶 图 示意图 入 , 凡一入,卜 一 。。 , 月 。 ` 〔 一 , 〔 `、· , 〔, 、〕, 。 王〕 〔, 、 , , , 、 、 、、 〔 、 川 第 四阶段 真应变量在 、住 之间 图 。 和 图 是两种 认丁 钢在真应变为 时的透 射 电镜像 , 图 和 图 是两种 钢在真 应变为 时的透射 电镜像 这个阶段最主要的金 相特征是第二位向的形变孪晶的产生和在透射电镜 中能够观察到 的高密度位错区域 的出现 由图 可 知加工硬化系数达到最大值后趋于稳定 此时形变 孪晶的数量急剧增加 , 大部分 的晶粒 内都存在形变 孪晶, 晶粒在更小尺度上被切割 第二位 向形变孪 晶 在第一位向形变孪晶 的片层间产生, 有 时候甚至会贯穿多个孪 晶片层, 但形变孪 晶 基 本都是出现在高位错密度区域 这是由于高位错密 度 区域更有利于形变孪晶的产生, 更易释放因形变 量增加而不断聚集的应力 两种不同位 向的形变孪
第4期 米振莉等：Fe-Mn-Si-Al系和Fe-Mn-C系TWIP钢加工硬化行为 471· 晶发生碰撞，切割晶粒的同时使晶粒发生转动 出很高的延展性.第二位向形变孪晶T2位向上的 这个阶段晶粒内的位错数量急剧增长，大量的 变化对舒缓高应力状态比较显著.形变李晶的产生 孪晶界作为滑移系不可逾越的障碍，位错聚集在孪 过程是整体应力不断提升的过程，也是局部应力缓 晶界和晶界处，形成高密度位错区域.晶粒内的某 解的过程. 一处由于应力集中而诱使李晶界周边的不全位错经 第二位向的形变孪晶产生在应变量较大的阶 过位错反应产生形变孪晶，应力得到一定程度上的段，这是由于第二位向的形变孪晶产生的驱动应力 缓解，但依旧处在较高的应力状态；晶粒其他部分 需要处在高应力水平阶段.两个系列的TWIP钢在 同样也处在高应力状态下，也会发生类似的应力局这个阶段最大的区别是，FeM-Si-Al系TWIP钢中 部缓解过程，应力的局部缓解过程会逐渐发生在整 第二位向形变孪晶T2数量少于FeMn-C系TWIP 个晶粒内并贯穿至其他区域，因而材料整体上表现 钢，而观察到的位错数量却高于Fe-Mn-C系. a) 200nm 200nm 200nn 500nm 图6TWIP钢形变第四阶段的透射电镜像.(a)e=0.l5,Fe-Mn-C系TWIP钢：(b)e=0.15,FeM-Si-Al系TWIP钢：(ce =0.20,FcMn-C系TWIP钢：(d)e=0.2.FeIu-Si-Al系'IWIP钢 Fig.6 TEM images of the two series TWIP steels at the fourth stage of deformnation:(a)s=0.15,Fe-Mn-C TWIP steel;(b)e =0.15,Fe-Mn-Si-Al TWIP steel;(c)e =0.20.Fe-Mn-C TWIP steel;(d)E=0.20.Fe-Mn-Si-Al TWIP steel 第五阶段：真应变量大于0.22.图7(a)为e 达了最高值，维持一段时间后持续下降.两个系列 Mn-C系TWIP钢在真应变为O.40时的透射电镜TWIP钢的瞬时加工硬化指数nm,变化趋势类似， 像，可观察到粗大的形变孪晶条纹和李晶条纹间的 表明它们的硬化机制存在共同点. 高密度位错区域，图T(b)为FeMn-Si-Al系T'IP 有两个因素维持TWIP钢的高加工硬化能力： 钢在真应变为0.40时的透射电镜像，可观察到细密 不断增多的第二位向形变孪晶T2和不断增加的高 的形变孪晶条纹和高密度位错区域.通过图7可知： 密度位错区域.第二位向形变孪晶T2在第一位向 形变孪晶继续产生，两种TIP钢中几乎所有的晶 形变孪晶T1的片层间产生，高密度位错在孪晶界 粒都可观测到大量的形变孪晶：孪晶界和晶界旁的 和晶界周边产生.在所有的晶粒内都可以看到粗大 高密度位错区域逐渐增多.由图1可知，两个系 的孪晶形变条纹，在形变孪晶间可以观察到大量的 列TWIP钢的瞬时加工硬化指数在此阶段都到 位错纠缠团.与e-Mn-C系TWIP钢相比较，Fe
第 期 米振莉等 一 一 一 系和 一 一 系 钢加工硬化行为 晶发生碰撞 , 切割晶粒 的同时使晶粒发生转动 这个阶段 晶粒内的位错数量急剧增长 大量的 孪晶界作为滑移系不可逾越的障碍, 位错聚集在孪 晶界和晶界处 形成高密度位错 区域 晶粒 内的某 处由于应力集 中而诱使孪晶界周边的不全位错经 过位错反应产生形变孪晶, 应力得到 一定程度上的 缓解 , 但依 旧处在较高的应力状态 晶粒其他部分 同样也处在高应力状态下 , 也会发生类似的应力局 部缓解过程 , 应力的局部缓解过程会逐渐发生在整 个晶粒内并贯穿至其他 区域, 因而材料整体 上表现 出很高的延展性 第二位向形变孪 晶 位向上 的 变化对舒缓高应力状态比较显著 形变孪晶的产生 过程是整体应力不断提升的过程 , 也是局部应力缓 解的过程 第二位 向的形变孪 晶产生在应变量较大 的阶 段 , 这是由于第二位向的形变孪晶产生的驱动应力 需要处在高应力水平阶段 两个系列的 认江 钢在 这个阶段最大的区别是 , 一 一一 系 钢中 第二位向形变孪晶 数量少于 及一 一 系 钢, 而观察到的位错数量却高于 凡一 卜 系 图 钢形变第四阶段的透射电镜像 。 一 汤 卜一 。一 系 钢 少 二 , 一 卜 一 系 钢 。 , 一 卜 系 一认' 钢 二 川 ' 入 一一之 〔·吕一 吸、卜 。 三 , ,一人,卜 一 系 '认一 〔」 、一 、 一人 一 一 ` 、认, 结。 、 , 。, 份一入 卜 ' 认厂 《 ￡一 卜飞、一入 一 一 、、 ﹃ 古几 一 认 心 一 人 第五阶段 真应变量大于 比 图 为 价 一 系 钢在真应变为 川 时的透射 电镜 像 , 可观察到粗大的形变孪 晶条纹和孪晶条纹间的 高密度位错区域 图 〕 为 凡一 ,卜断一川 系 一 , 钢在真应变为 。 时的透射电镜像 , 可观察到细密 的形变孪晶条纹和高密度位错区域 通过图 可知 形变孪 晶继续产生, 两种 认, 钢 中儿乎所有的晶 粒都可观测到大量的形变孪晶 孪晶界和晶界旁的 高密度位错区域逐渐增多 由图 可知, 两个 系 列 钢 的瞬 时加 工硬 化指 数 ,, , 、在此 阶段 都到 达 了最高值 , 维持一段时间后持续下降 两个系列 钢的瞬时加工硬化指数 , 变化趋势类似 , 表 明它们 的硬 化机 制 存 在共 同点 有两个因素维持 钢的高加工硬化能力 不断增多的第二位 向形变孪晶 ' 和不断增加的高 密度位错区域 第二位 向形变孪晶 在第一位 向 形变孪晶 『' 的片层间产生, 高密度位错在孪 晶界 和晶界周边产生 在所有的晶粒内都可以看到粗大 的孪晶形变条纹 , 在形变孪晶间可以观察到大量的 位错纠缠团 与 价一 一 系 钢相 比较
第35卷 472 北京科技大学学报 Mn-Si-Al系TWIP钢的形变孪晶条纹更加细密紧 TWIP钢中的形变条纹均匀分布，这样的微观结构 致，分布更加均匀. 更有利于内部应力在整个区域保持一致，不会使材 由两者的微观组织可以判断，在高应变阶 料过早的失效.另外，Fe-Mn-C系TWIP钢存在延 段，FeMn-Si-Al系TWIP钢的应力集中程度比Fe 迟开裂和毛刺敏感的问题，这应该是由于其内部处 Mn-C系TWIP钢低.Fe-Mn-C系TWIP钢晶粒 在高度应力阶段且其应力分布不均匀造成的.对比 中的高密度位错区域分布并不均匀，且形变条纹的两种TWIP钢，Fe-Mm-C系TWIP钢室温断后拉 粗细程度不一致，这样就会造成内应力在高密度位 伸率略高(70%)：但通过其微观结构可以推断，Fe 错区域和粗形变孪晶区域更高，应力的不一致就会 Mn-Si-Al系TWIP钢的成形性会好于FeMn-C系 导致材料内部失效的提前发生；而Fe-Mn-Si-Al系 TWIP钢，将有后续实验对此进行验证 100nm 100nm 图7TwIP钢形变第五阶段的透射电镜像(e=0.40).(a)Fe-Mn-C系TWP钢：(b)Fe-Mn-Si-Al系TWIP钢 Fig.7 TEM images of TWIP steels at the fifth stage of deformation (E=0.40):(a)Fe-Mn-C TWIP steel:(b)Fe-Mn-Si-Al TWIP steel 3结论 滞后于FeMn-C系TWIP钢，且其强度几乎全程 (1)两种系列的TWIP钢都具备高加工硬化能 低于后者，两者内在的硬化机理和形变机制存在差 力，且加工硬化方式类似，加工硬化表现为多n行 异，这种差异到形变后期体现得愈发明显 为，由多种强化机理在不同阶段起主导作用 (2)在相同应变量下，FeMn-Si-A1较Fe-Mn-C 参考文献 系TWIP钢具有更均匀细密的微观结构，但低层错 能的Fe-Mn-C系硬化能力更强.孪生的产生是建立 [1]Bouaziz O,Allain S.Scott C P.et al.High manganese 在形变基体上.位错的反应促使孪生增殖和发展， austenitic twinning induced plasticity steels:a review of the microstructure properties relationships.Curr Opin 位错提供一定程度上的滑移和加工硬化，而随后的 Solid State Mater Sci,2011,15(4):141 孪晶则提供更大尺度上的形变和形变强化 [2]Allain S.Chateau J P,Dahmoun D.et al.Modeling of me- (3)在低应变阶段，位错的增殖是加工硬化能 chanical twinning in a high manganese content austenitic 力不断增大的驱动力；在中等应变阶段，由形变 steel.Mater Sci Eng A,2004,387-389:272 孪晶引发的孪生软化和形变孪晶硬化过程是TWIP [3 Allain S.Chateau J P,Bouaziz O.A physical model of 钢高强度高塑性的内因：在高应变阶段，大量的第 the twinning-induced plasticity effect in a high manganese 一位向形变孪晶T1和第二位向形变孪晶T2,以及 austenitic steel.Mater Sci Eng A.2004.387-389:143 附着在孪晶界旁的高密度位错区域是造成FeMn- 4]Grassel O.Kriiger L,Frommeyer G,et al.High C系TWIP钢具有高加工硬化能力的原因，而Fe strength Fe-Mn-(Al.Si)TRIP/TWIP steels development- propertics-application.Int J Plast.2000,16(10/11):1391 Mn-Si-A】系的第一位向形变孪晶T1形态更为均匀 [5 Bouaziz O.Allain S,Scott C.Effect of grain and twin 细密，孪晶片层间的第二向形变孪晶T2数量较少， boundaries on the hardening mechanisms of twinning in- 却存在着大量的位错 duced plasticity steels.Scripta Mater,2008,58(6):484 (4)Fe-M-Si-Al系TWIP钢硬化方式的改变 [6]Idrissi H.Renard K,Ryelandt L.et al.On the mechanism
· · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 卷 一一 系 钢 的形变 孪晶条纹更加细密紧 致, 分布更加均匀 由两 者 的微观 组织 可 以判 断 , 在高应 变阶 段 , 一 一 一 系 钢的应力集中程度 比 一 系 钢低 一 一 系 钢 晶粒 中的高密度位错区域分布并不均匀, 且形变条纹 的 粗细程度不一致 , 这样就会造成内应 力在高密度位 错区域和粗形变孪晶区域更高, 应力的不一致就会 导致材料 内部失效的提前发生 而 凡一 一 一 系 钢中的形变条纹均匀分布, 这样的微观结构 更有利于内部应力在整个区域保持一致 , 不会使材 料过早的失效 另外, 一人工一 系 钢存在延 迟开裂和毛刺敏感的问题 , 这应该是 由于其 内部处 在高度应力阶段且其应力分布不均匀造成的 对 比 两种 钢 , 凡一 一 系 钢 室温 断后拉 伸率略高 但通过其微观结构可 以推断, 一一 系 钢的成形性会 好于 一 一 系 钢 , 将有后续实验对此进行验证 图 钢形变第五阶段的透射 电镜像 凡一 一 系 钢 一 一 一川 系 钢 , , 一入了一 一卜, 一 一 结论 两种系列的 钢都具备高加工硬化能 力, 且加工硬化方式类似 , 加工硬化表现为多 行 为 , 由多种强化机理在不 同阶段起主导作用 在相同应变量下, 一 一 一 较 凡一 一 系 钢具有更均匀细密的微观结构 , 但低层错 能的 凡衣工一 系硬化能力更强 孪生的产生是建立 在形变基体上 位错 的反应促使孪生增殖和发展, 位错提供一定程度上的滑移和加工硬化, 而随后的 孪晶则提供更大尺度上的形变和形变强化 在低应变阶段, 位错的增殖是加工硬化能 力不断增大的驱动力 在 中等应变阶段 , 由形变 孪晶引发的孪生软化和形变孪晶硬化过程是 钢高强度高塑性 的内因 在高应变 阶段, 大量的第 一位 向形变孪晶 和第二位向形变孪晶 , 以及 附着在孪 晶界旁的高密度位错区域是造成 一人工 系 钢具有高加工硬化能力的原因, 而 一 一 系的第一位 向形变孪晶 形态更为均匀 细密 , 孪晶片层间的第二向形变孪晶 数量较少, 却存在着大量的位错 一 一一 系 钢硬化方式的改变 滞后于 一人 一 系 、科 钢 , 且其 强度几乎全程 低于后者, 两者 内在的硬化机理和形变机制存在差 异, 这种差异到形变后期体现得愈发明显 参 考 文 献 【 、 , 。 ,飞 工 一 亡 工一 一 一 。 , 山 二 术 , · , 【」 , , 、 , 入 ,,, 一 · 七 一材“ 己 夕 , , 吕 ,」 , 少, 一 一 肠 飞 对 艺 `夕 一 』 乱 位 , ,, 二 士凡一入工一 、 〔 , 、 , `, 、一 、忿 。八 」 , , 雨。 、 一 正一 一 “ 一〕洲 、 ,·尸 人了亡。 , 、 , , 。 、 ,了
第4期 米振莉等：Fe-Mn-Si-Al系和Fe-Mn-C系TWIP钢加工硬化行为 473 of twin formation in Fe-Mn-C TWIP steels.Acta Mater, 2010,34(2):167 2010,58(7):2464 [11]Barbier D,Gey N,Allain S,et al.Analysis of the tensile 7]Gil Sevillano J.An alternative model for the strain hard- behavior of a TWIP steel based on the texture and mi- ening of FCC alloys that twin,validated for twinning- crostructure evolutions.Mater Sci Eng A,2009,500(1/2): induced plasticity steel.Scripta Mater,2009,60(5):336 196 8 Jin JE,Lee Y K.Strain hardening behavior of a Fe-18Mn- [12]Meyers M A,Vohringer O.Lubarda V A.The onset 0.6C-1.5AlTWIP steel.Mater Sci Eng A,2009,527(1/2): of twinning in metals:a constitutive description.Acta 157 Mater,2001,49:4025 [9]Dumay A,Chateau J P,Allain S,et al.Influence of addi- tion elements on the stacking-fault energy and mechanical [13 Shu D L.Metal Mechanical Properties.Beijing:Machin- properties of an austenitic Fe-Mn-C steel.Mater Sci Eng ery Industry Press,1999 (束德林.金属力学性能.北京：机械工业出版社，1999) A.2008,483/484:184 [10]Nakanoa J,Jacques P J.Effects of the thermodynamic [14]Scott C,Allain S,Faral M,et al.The development of a parameters of the hcp phase on the stacking fault energy new Fe-Mn-C austenitic steel for automotive applications. calculations in the Fe-Mn and Fe-Mn-C systems.Calphad, Rev Metall,2006,103(6):293
第 期 米振莉等 一 一 一 系和 一 一 系 钢加工硬化行为 · · , , , 从厂 · 几夕 , , 川 【」 一 仁 , , , · 呷 叽 , , 一 一 硫 夕 , , 即 , , , 牙 一 乞 几 , , , 一 一 , 【 」 【 」 , 丘 , 材 口才 , , 云 孔 。刀 , 束德林 金属力学性能 北京 机械工业 出版社, , , , 一 一 “” “ ,
